CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DAS PARTÍCULAS DE SEGUNDA FASE DE UMA LIGA DE ALUMÍNIO AA7050 NAS CONDIÇÕES T7451, T6 E T6I4-65

Texto

(1)UNIVERSIDADE ESTADUAL DE PONTA GROSSA SETOR DE CIÊNCIAS AGRÁRIAS E DE TECNOLOGIA PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM ENGENHARIA E CIÊNCIA DE MATERIAIS - MESTRADO. SHEILA CRISTINA JACUMASSO. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DAS PARTÍCULAS DE SEGUNDA FASE DE UMA LIGA DE ALUMÍNIO AA7050 NAS CONDIÇÕES T7451, T6 E T6I4-65. PONTA GROSSA 2014.

(2) SHEILA CRISTINA JACUMASSO. CARACTERIZAÇÃO MICROESTRUTURAL DAS PARTÍCULAS DE SEGUNDA FASE DE UMA LIGA DE ALUMÍNIO AA7050 NAS CONDIÇÕES T7451, T6 E T6I4-65. Dissertação apresentada para obtenção do grau de Mestre no Programa de Pós-graduação em Engenharia e Ciência de Materiais da Universidade Estadual de Ponta Grossa, Área de concentração: Caracterização de Materiais. Orientador: Prof. Dr. André Luís Moreira de Carvalho Coorientadora: Prof.ª Dr.ª Juliana de Paula Martins. PONTA GROSSA 2014.

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(5) AGRADECIMENTOS. Á Deus, por ter me dado forças para prosseguir nesta caminhada. Aos meus pais, Casturina e Carlos Nei pelo incentivo. Aos meus irmãos Osvadir, Simone, Tiago, Johnathan, Wanderson e toda família e amigos pelo carinho e apoio. Ao meu esposo, Andrews Luiz Pedroso, pelo amor, apoio, incentivo e compreensão. Ao professor Dr. André Luis Moreira de Carvalho pela orientação, apoio e confiança que tornou possível a realização deste trabalho. A professora Drª Juliana de Paula Martins pelo auxilio, discussões e sugestões. Ao professor Dr. Márcio Ferreira Hupalo pelas sugestões e auxílio com artigos, sempre prestativo e interessado nos resultados deste trabalho. Aos amigos do mestrado, Christiane Lago, Ederson Pauletti, Hudison Haskel, Josiane Souza, Kairin Ribeiro, Katyele Micene, Maurício Mazur, Tamires Brekailo pelos momentos de conversa e descontração. Em especial, ao Luis Otávio Ribas de Lima por todo ensinamento, ajuda na preparação das amostras e análise dos resultados, pela paciência e pelos momentos de descontração. À Universidade Federal de São Carlos – UFSCar, pela preparação das amostras e realização das análises em MET. A CAPES - Coordenação de Aperfeiçoamento de Pessoal de Nível Superior pelo suporte financeiro para realização desse trabalho. A EMBRAER S.A pelo fornecimento da liga AA7050 utilizada para estudo neste trabalho. A todos os professores do Departamento de Engenharia de Materiais e os funcionários dos laboratórios. Aqueles que involuntariamente não foram citados..

(6) “Você nunca sabe que resultados virão de sua ação. Mas se você não fizer nada não existirão resultados.” (Mahatma Gandhi).

(7) RESUMO As ligas da série 7XXX, da classe AA7050, à base de Al-Zn-Mg-Cu, são muito utilizadas na indústria aeroespacial, em estruturas de fuselagem e componentes sob alta tensão de carregamento, devido à sua alta relação entre resistência mecânica e densidade, além de sua resistência à corrosão. O aumento da resistência destas ligas é obtido por tratamento térmico de solubilização e envelhecimento, através da precipitação de uma fase fina e homogênea, proveniente da própria composição química. Neste contexto, o presente trabalho teve como objetivo principal realizar a caracterização microestrutural de uma liga de alumínio AA7050, submetida a diferentes tratamentos térmicos de envelhecimento nas condições T7451, T6 e T6I4-65. Desse modo, fez-se o uso de diferentes técnicas de caracterização entre elas Microscopia Ótica (MO), Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV), Microscopia de Força Atômica (AFM), Extração de Partículas de segunda fase, Difração de Raios X (DRX) e Microscopia Eletrônica de Transmissão. Consequentemente, avaliou-se qual condição apresenta maior precipitação de fases endurecedoras que são responsáveis pelo aumento de resistência da liga. Os resultados mais significativos foram obtidos por MET onde foi possível determinar a morfologia das zonas GPII presentes na forma acicular (needles) com tamanho aproximado de 30nm na condição T6 e 10nm na condição T6I4-65. A fase metaestável η’ foi identificada na forma de plaquetas finas (platelets) nas condições T7451, T6 e T6I4-65 com tamanho aproximado de 50nm, 20nm e 10nm respectivamente. A rugosidade superficial obtida por AFM revelou que a condição T6I4-65 apresenta maior rugosidade superficial (Ra=14,87nm) quando comparado às condições T7451(Ra=7,65nm) e T6 (Ra=8,35nm), indicando maior densidade de partículas de pequena dimensão distribuída homogeneamente na matriz da liga de alumínio. Palavras-chave: Alumínio AA7050, Precipitação Secundária, Envelhecimento Interrompido..

(8) ABSTRACT The AA7050 class from the 7XXX series alloys based on Al-Zn-Mg-Cu are widely used in aerospace structures and fuselage components, when the same are subjected to high stress loading due to its high ratio mechanical strength to density, in addition, to its corrosion resistance. The increased resistance of these alloys is obtained by heat treatment that involves solution treatment and ageing followed precipitation of a fine and homogeneous phase from the own chemical composition. In this, the present study aimed to perform the of AA7050 aluminum alloy microstructural characterization with different ageing heat treatment from the T7451, T6 and T6I4-65 conditions. Thus, different characterization techniques from the Optical Microscopy (OM), Scanning Electron Microscopy (SEM), Atomic Force Microscopy (AFM), Extraction of second phase particles, X-ray Diffraction (XRD) and Transmission Electron Microscopy (TEM) were used. It was evaluated which condition results is higher precipitation hardening phases that are responsible for the increased resistance of the alloy. The most significant results were obtained by TEM where it was possible to determine the morphology of the GPII zones in needles form with approximate size of 30nm and 10nm for both T6 and T6I4-65 conditions, respectively. Moreover, the metastable η' phase was identified in platelets form in the T7451, T6 and T6I4-65 conditions with approximate size of 50nm, 20nm and 10nm, respectively. The surface roughness analyses obtained by AFM have revealed that the T6I4-65 condition has higher surface roughness (Ra=14,87nm) when compared to the T7451 (Ra=7,65nm) and T6 (Ra=8,35nm) conditions. Indicating in this case, a higher density of small particles homogeneously distributed in the T6I4-65 aluminum alloy matrix. Key-words: AA7050 aluminum alloy, Secondary precipitation, Interrupted ageing..

(9) LISTA DE TABELAS Tabela 1 – Sistema de designação do alumínio e ligas de alumínio trabalhado.......................22 Tabela 2 – Sistema de designação do alumínio e ligas de alumínio fundido...........................23 Tabela 3 – Principais fases constituintes presentes nas ligas de alumínio da série 7XXX.......25 Tabela 4 – Variantes do tratamento de envelhecimento interrompido ou múltiplos estágios deenvelhecimento......................................................................................................................35 Tabela 5 – Parâmetros dos tratamentos térmicos empregados industrialmente........................38 Tabela 6 – Dados das principais fases intermetálicasda liga AA7050.....................................40 Tabela 7 – Estruturas cristalinas e relações de orientação das fases das ligas Al-Zn-Mg........45 Tabela 8 – Composição teórica e experimental da liga AA7050-T7451, em espectrômetro de emissão ótica.............................................................................................................................46 Tabela 9 – Descrição das amostras escolhidas para caracterização microestrutural................48 Tabela 10 – Resumo dos resultados obtidos por MEV, para as condições T7451, T6, T6I465...............................................................................................................................................65 Tabela 11 – Porcentagem em peso (%) da massa obtida através da técnica de extração de precipitados com dissolução química em solução de NaOH para os tratamentos T7451, T6 e T6I4-65......................................................................................................................................67 Tabela 12 – Concentração dos elementos na liga AA7050 para a condição T7451, identificados nas microanálises por EDS (% peso e % atômico).............................................68 Tabela 13 – Concentração dos elementos na liga AA7050 para a condição T6, identificados nas microanálises por EDS (% peso e % atômico)...................................................................71 Tabela 14 – Concentração dos elementos na liga AA7050 para a condição T6I4-65, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)..............................................73 Tabela 15 – Massa obtida através da técnica de extração de precipitados com dissolução química em solução de fenol para os tratamentos T7451, T6 e T6I4-65..................................76 Tabela 16 – Concentração dos elementos na liga AA7050 para a condição T7451, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)..............................................76 Tabela 17 – Concentração dos elementos na liga AA7050 para a condição T6, identificados nas microanálises por EDS (% peso)........................................................................................78 Tabela 18 – Concentração dos elementos na liga AA7050 para a condição T6I4-65, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)..............................................80 Tabela 19 – Concentração dos elementos na área selecionada para a condição T7451, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)..............................................85.

(10) Tabela 20 – Concentração dos elementos na área selecionada na Figura 4.35 (c) e (d) para a condição T7451, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)...................87 Tabela 21 – Concentração dos elementos na área selecionada na Figura 4.43 (c) e (d) para a condição T6, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico).........................92 Tabela 22 – Concentração dos elementos na área selecionada para a condição T6, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)..............................................93 Tabela 23 – Concentração dos elementos na área selecionada na Figura 4.50 (c), (d) e (e) para a condição T6I4-65, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico).............97 Tabela 24 – Concentração dos elementos na área selecionada na Figura 4.51 (c) e (d) para a condição T6I4-65, identificados nas microanálises por EDS (% peso e %atômico)................98 Tabela 25 – Parâmetros estatísticos de rugosidade medidos por AFM..................................101.

(11) LISTA DE FIGURAS Figura 2.1 - Partículas da fase γ’ (Ni3 Al) cisalhadas por inúmeras discordâncias, na liga Ni19Cr69Al, envelhecida a 750ºC por 540 horas com 2% de deformação. Imagem obtida por MET..........................................................................................................................................26 Figura 2.2 - Imagem obtida por MET mostrando o mecanismo de interação entre discordâncias. e. partículas. e. precipitados. incoerentes,. sugerida. por. Orowan......................................................................................................................................27 Figura 2.3 - Diagrama de fase hipotético mostrando a linha de equilíbrios solvus e a linha solvus da Zona GP. A faixa de ΔT1 representa a região de solubilização, enquanto a faixa ΔT 2 é a região de formação de precipitados com zonas GP, para uma composição dada pela linha vertical pontilhada.....................................................................................................................28 Figura 2.4 - Representação esquemática das possíveis interfaces entre o reticulado da matriz e da. partícula. de. precipitado.. Em. (a). coerente;. (b). semicoerente. e. (d). incoerente..................................................................................................................................29 Figura 2.5 - Fluxograma ilustrando a sequência de prexipitação de fases durante o envelhecimento artificial de uma liga de Al-Zn-Mg-Cu. A solução sólida supersaturada (SSSS) obtida na têmpera após tratamento de solubilização dá origem às zonas GP e às zonas ricas em lacunas (ZRL). A maioria das zonas GPI não atinge um tamanho crítico para dar origem à fase η', acaba se dissolvendo na matriz. Algumas, porém, atingem o tamanho de partícula crítico e se transformam em η', que pode evoluir para η...........................................32 Figura 2.6 - Representação esquemática dos tratamentos de envelhecimento interrompido ou multíplos estágios de envelhecimento.......................................................................................34 Figura 2.7 - Diagrama esquemático mostrando os tratamentos térmicos T6 e T6I465Diagrama esquemático mostrando a curva de envelhecimento (dureza versus tempo de envelhecimento), durante o tratamento térmico de precipitação para a liga AA7050..............35 Figura 2.8 - Diagrama esquemático mostrando a curva de envelhecimento (dureza versus tempo de envelhecimento), durante o tratamento térmico de precipitação para a liga AA7050.....................................................................................................................................39 Figura 4.1 - Curva de endurecimento com os melhores resultados de dureza da liga AA7050, para as condições de tratamento de envelhecimento T7451, T6 e T6I4-65..............................54 Figura 4.2 - Microestrutura da liga AA7050 solubilizada e envelhecida artificialmente na condição T7451. Ataque: 1º etapa: solução de 40mL de ácido fluorídrico (HF) 40% e 40mL.

(12) de água destilada, 2º etapa: 10mL de ácido nítrico (HNO 3), 5mL de ácido acético glacial (CH3COOH) 60% e 45mL de água destilada...........................................................................56 Figura 4.3 - Microestrutura da liga AA7050 solubilizada e envelhecida artificialmente na condição T6. Ataque: 1º etapa: solução de 40mL de ácido fluorídrico (HF) 40% e 40mL de água destilada, 2º etapa: 10mL de ácido nítrico (HNO3), 5mL de ácido acético glacial (CH3COOH) 60% e 45mL de água destilada...........................................................................56 Figura 4.4 - Microestrutura da liga AA7050 solubilizada e envelhecida artificialmente na condição T6I4-65. Ataque: 1º etapa: solução de 40mL de ácido fluorídrico (HF) 40% e 40mL de água destilada, 2º etapa: 10mL de ácido nítrico (HNO 3), 5mL de ácido acético glacial (CH3COOH) 60% e 45mL de água destilada...........................................................................57 Figura 4.5 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T7451, visão geral da amostra obtida por elétrons secundários. Reagente Keller................................59 Figura 4.6 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T7451, indicando os partículas de intermetálicos incoerentes e sua respectiva morfologia. Imagem obtida por elétrons secundários. Reagente Keller.....................................................................60 Figura 4.7 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T7451, espectro da microanálise de EDS, da região observada em e seu respectivo mapa composicional...........................................................................................................................60 Figura 4.8 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6, visão geral da amostra. Imagem obtida por elétrons retroespalhados, indicando partículas intermetálicas incoerentes e sua respectiva morfologia. Reagente de Keller...........................61 Figura 4.9 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6, partícula de intermetálico. Imagem obtida por elétrons secundários. Reagente de Keller.......62 Figura 4.10 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6, espectro da microanálise de EDS, da região observada e seu respectivo mapa composicional...........................................................................................................................62 Figura 4.11 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6I465, visão geral da amostra. Imagem obtida por elétrons retroespalhados, indicando os precipitados incoerentes e sua respectiva morfologia. Reagente de Keller..............................63 Figura 4.12 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6I4-65 – Partícula de intermetálico incoerente com a matriz. Imagem obtida por elétrons secundários. Reagente de Keller....................................................................................................................64.

(13) Figura 4.13 - Microestrutura da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6I465, espectro da microanálise de EDS, da região observada e seu respectivo mapa composicional...........................................................................................................................64 Figura 4.14 - Difratograma da amostra da liga AA7050 na forma metálica............................ 66 Figura 4.15 - Espectro da microanálise de EDS para a condição T7451 e a respectiva região analisada (elétrons secundários)................................................................................................68 Figura 4.16 - Partículas obtidas através da técnica de partículas de segunda fase, mostrando a morfologia dos precipitados da condição T7451. Obtidas por elétrons secundários................69 Figura 4.17 - Difratograma do resíduo extraído da amostra na condição T7451 pela dissolução química com solução de NaOH................................................................................................69 Figura 4.18 - Diagrama da entalpia de formação das fases em equilíbrio MgZn2 (η) e Mg2Zn11, solução sólida e Zonas GP........................................................................................70 Figura 4.19 - Espectro da microanálise de EDS para a condição T6 e a respectiva região analisada (elétrons secundários)............................................................................................... 71 Figura 4.20 - Micrografia de MEV mostrando a morfologia das partículas obtidas da técnica de extração de partículas de segunda fase da condição T6. Obtidas por elétrons secundários................................................................................................................................72 Figura 4.21 - Difratograma do resíduo extraído da amostra na condição T6 pela dissolução química com solução de NaOH................................................................................................72 Figura 4.22 - Espectro da microanálise de EDS para a condição T6I4-65 e a respectiva região analisada (elétrons secundários)................................................................................................74 Figura 4.23 - Micrigrafia de MEV mostrando a morfologia das partículas obtidas através da técnica de extração de partículas de segunda fase da condição T6I4-65. Obtidas por elétrons secundários................................................................................................................................74 Figura 4.24 - Difratograma do resíduo extraído da amostra na condição T6I4-65 pela dissolução química com solução de NaOH..............................................................................75 Figura 4.25 - Espectro da microanálise de EDS para a condição T7451 e a respectiva região analisada (elétrons secundários)................................................................................................77 Figura 4.26 - Difratograma do resíduo extraído da amostra na condição T7451 pela dissolução química com solução de fenol...................................................................................................77 Figura 4.27 - Espectro da microanálise de EDS para a condição T6 e a respectiva região analisada (elétrons secundários)................................................................................................79 Figura 4.28 - Difratograma do resíduo extraído da amostra na condição T6 pela dissolução química com solução de fenol...................................................................................................79.

(14) Figura 4.29 - Espectro da microanálise de EDS para a condição T6I4-65 e a respectiva região analisada (elétrons secundários)................................................................................................81 Figura 4.30 - Difratograma do resíduo extraído da amostra na condição T6I4-65 pela dissolução química com solução de fenol.................................................................................81 Figura 4.31 - Micrografia de MET em campo claro (BF), mostrando a microestrutura geral da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T7451, com precipitação de partículas de segunda fase nos contornos de grão e no interior da matriz.................................................83 Figura 4.32 - Micrografia de MET (a) em campo claro (BF) as setas brancas indicam contorno de grão com precipitação de fase η e intermetálicos. No interior da matriz á precipitação de zonas GP, precipitados η' e η e a presença de subgrão.............................................................84 Figura 4.33 - Microanálise em EDS da partícula intermetálica arredondada observada na Figura 4.32................................................................................................................................85 Figura 4.34 - Micrografia de MET (a) em campo claro (BF) as setas brancas indicam contorno de grão com precipitação de fase η e partículas intermetálicas, ZLP e no interior da matriz precipitados η e η'.................................................................................................................... 86 Figura 4.35 - Micrografia de MET (a) em campo claro (BF) e (b) em campo escuro (DF) indicando a área selecionada para analise em EDS, (c) espectro da microanálise de EDS da área selecionada no contorno de grão e (d) espectro da microanálise de EDS da área selecionada na matriz................................................................................................................86 Figura 4.36 - Micrografia de MET em (a) campo claro (BF) e (b) campo escuro (DF) mostrando a distribuição fina de precipitados e zonas GP no interior da matriz de alumínio..87 Figura 4.37 - Micrografia de MET mostrando a distribuição fina de precipitados no interior da matriz de alumínio, (a) imagem em campo claro (BF) e (b) aumento de ampliação da imagem em (a)........................................................................................................................................88 Figura 4.38 - Microanálise em linha de partícula de precipitado para determinar a composição química, indicando alto teor de zinco e magnésio....................................................................88 Figura 4.39 - Micrografia de MET mostrando a variação no tamanho de grão e a precipitação nanométrica nos contornos de grão e no interior da matriz......................................................89 Figura 4.40 - Microestrutura de MET em campo escuro (DF), revelando a presença de um subgrão na condição T6............................................................................................................90 Figura 4.41 - Micrografia de MET em (a) campo claro (BF) e (b) campo escuro (DF) mostrando a distribuição fina de precipitados e zonas GP no interior da matriz de alumínio..91.

(15) Figura 4.42 - Micrografia de MET mostrando a distribuição fina de precipitados e zonas GP no interior da matriz de alumínio, (a) imagem em campo escuro (DF) e (b) aumento de ampliação da imagem em (a)....................................................................................................91 Figura 4.43 - Microestrutura de MET em (a) campo claro (BF), (b) campo escuro (DF) indicando a área selecionada para microanálises de EDS, em (c) espectro da microanálise de EDS da área selecionada na partícula de segunda fase e (d) espectro da microanálise de EDS da área selecionada no interior da matriz..................................................................................92 Figura 4.44 - Microestrutura de MET em (a) campo claro (BF), (b) campo escuro (DF) indicando a área selecionada para microanálises de EDS, em (c) espectro da microanálise de EDS da área selecionada na partícula de segunda fase.............................................................93 Figura 4.45 - Análise em linha de partícula de precipitado para determinar a composição química, indicando alto teor de zinco e magnésio....................................................................94 Figura 4.46 - Micrografia de MET em campo escuro (DF), mostrando a microestrutura geral da liga AA7050 envelhecida artificialmente na condição T6I4-65 com precipitação de partículas de segunda fase nos contornos de grão e no interior da matriz................................94 Figura 4.47 - Micrografia de MET em campo claro (BF) mostrando a distribuição fina de precipitados e a presença de estrutura de ZLP..........................................................................95 Figura 4.48 - Micrografia de MET em (a) campo claro (BF) e (b) campo escro (DF) mostrando a distribuição fina de zonas GP e precipitados η' no interior da matriz..................96 Figura 4.49 - Micrografia de MET mostrando a distribuição fina de precipitados e zonas GP no interior da matriz de alumínio, (a) imagem em campo escuro (DF) e (b) aumento de ampliação da imagem em (a)....................................................................................................97 Figura 4.50 - Microestrutura de MET em (a) campo claro (BF), (b) campo escuro (DF) indicando a área selecionada para microanálises de EDS, em (c) espectro da microanálise de EDS da área 1, (d) espectro da microanálise de EDS da área 2 e (e) espectro da microanálise de EDS da área 3......................................................................................................................97 Figura 4.51 - Microestrutura de MET em (a) campo claro (BF), (b) campo escuro (DF) indicando a área selecionada para microanálises de EDS, em (c) espectro da microanálise de EDS em um precipitado nanométrico, (d) espectro da microanálise de EDS diretamente na matriz de alumínio....................................................................................................................98 Figura 4.52 - Microestrutura de MET mostrando a variação na fração volumétrica de precipitados nas condições (a) T7451, (b) T6 e (c) T6I4-65..................................................100 Figura 4.53 - Análise topográfica por AFM, imagem bidimensional em (a) condição T7451, (b) condição T6 e (c) condição T6I4-65. Reagente de Keller.................................................102.

(16) Figura 4.54 - Análise topográfica por AFM, imagem tridimensional em (a) condição T7451, (b) condição T6 e (c) condição T6I4-65. Reagente de Keller.................................................103 Figura 4.55 - Análise topográfica por AFM da condição T7451 em (a) imagem tridimensional e (b) imagem bidimensional, mostrando uma partícula intermetálica. Reagente de Keller...104 Figura 4.56 - Análise topográfica por AFM da condição T6I4-65 em (a) imagem tridimensional e (b) imagem bidimensional, mostrando a distribuição dos precipitados na matriz de alumínio. Reagente de Keller..................................................................................105.

(17) LISTA DE ABREVIATURAS E SIGLAS. AA. Aluminium Association. AFM. Microscopia de Força Atômica. ASTM. American Society for Tests and Materials. BF. Campo Claro (do inglês, "Bright Field"). CCC. Cúbica de Corpo Centrado (estrutura Cristalina). CFC. Cúbica de Face Centrada (estrutura Cristalina). DF. Campo Escuro (do inglês, "Dark Field"). DL. Direção de Laminação. DN. Direção Normal. DT. Direção Transversal. DRX. Difração de Raios X. EBSD. Difração de Elétrons Retroespalhados (do inglês, "Electron Backscattered. Diffraction") EDS. Espectrometria por Dispersão de Energia (do inglês, "Energy- Dispersive. Spectrometry") HC. Hexagonal Compacta. HV. Dureza Vickers (do inglês, "Vickers Hardness "). MO. Microscópio Óptico. MET. Microscopia Eletrônica de Transmissão. MEV. Microscopia Eletrônica de Varredura. ZLP. Zona Livre de Precipitados (do inglês, "Precipitation Free Zone" - PFZ). SAD. Difração de Área Selecionada (do inglês "Selected Area Diffraction"). SE. Elétrons Secundários (do inglês "Secondary electron"). SSSS. Solução Sólida Supersaturada. ZRL. Zona Rica em Lacunas. Zona GP. Zona Guinier-Preston. η'. Fase Metaestável. η. Fase de Equilíbrio. Ra. Rugosidade Média. Rq. Rugosidade Média Quadrática.

(18) SUMÁRIO. 1. INTRODUÇÃO ................................................................................................... 18. 1.1. OBJETIVO GERAL.............................................................................................. 19. 1.1.1 Objetivos Específicos ............................................................................................ 19 2. REVISÃO DE LITERATURA ........................................................................... 20. 2.1. ALUMÍNIOE SUAS LIGAS ................................................................................. 20. 2.1.1 Designação de Tratamento Térmico para Ligas de Alumínio ............................... 20 2.1.2 Classificação das Ligas de Alumínio ..................................................................... 21 2.2.. ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO ........................................................ 25. 2.3. TRATAMENTO TÉRMICO ................................................................................. 30. 2.3.1 Tratamento de Solubilização ................................................................................. 30 2.3.2 Resfriamento (Têmpera) ........................................................................................ 31 2.3.3 Envelhecimento Natural ........................................................................................ 31 2.3.4 Envelhecimento Artificial ...................................................................................... 32 2.3.4 Envelhecimento Artificial em Duas Etapas ............................................................ 33 2.4. TRANSFORMAÇÕES DE FASE DURANTE O ENVELHECIMENTO .............. 36. 2.4.1 Nucleação e Crescimento de Precipitados .............................................................. 36 2.5. LIGA AA7050 ...................................................................................................... 37. 2.6. PARTÍCULAS DE SEGUNDA FASE .................................................................. 40. 2.6.1 Intermetálicos ........................................................................................................ 41 2.6.2 Dispersóides .......................................................................................................... 42 2.6.3 Precipitados ........................................................................................................... 42 2.7. SOLUÇÃO SÓLIDA SATURADA, ZONAS GPS E FASES η' → η ..................... 43. 3. MATERIAIS E MÉTODOS ............................................................................... 46. 3.1. MATERIAL .......................................................................................................... 46. 3.2. MÉTODOS EXPERIMENTAIS............................................................................ 47. 3.2.1 Tratamento de Solubilização ................................................................................. 47 3.2.2 Tratamento Térmico de Envelhecimento Artificial ................................................ 47 3.2.3 Caracterização Microestrutural .............................................................................. 48 3.2.3.1Preparação Metalográfica ...................................................................................... 49 3.2.4 Dureza................................................................................................................... 49 3.2.5 Microscopia Ótica (MO) ....................................................................................... 50 3.2.6 Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV)......................................................... 50.

(19) 3.2.7 Microscópia de Força Atômica (AFM) .................................................................. 50 3.2.8 Extração de Partículas de Segunda Fase................................................................. 51 3.2.8.1 Extração com NaOH............................................................................................. 51 3.2.8.2 Extração com Fenol .............................................................................................. 52 3.2.9 Difração de Raios X .............................................................................................. 52 3.2.10 Microscopia Eletrônica de Transmissão (MET) ..................................................... 53 3.2.11 Espectrômetro de Emissão Óptica.......................................................................... 53 4. RESULTADOS E DISCUSSÃO ........................................................................ 54. 4.1. DUREZA .............................................................................................................. 54. 4.2. MICROESTRUTURAS ........................................................................................ 55. 4.3. ANÁLISE MICROESTRUTURAL POR MEV ..................................................... 58. 4.3.1 Condição T7451 .................................................................................................... 59 4.3.2 Condição T6.......................................................................................................... 61 4.3.3 Condição T6I4-65 ................................................................................................. 63 4.4. EXTRAÇÃO DE PARTÍCULAS DE SEGUNDA FASE ...................................... 65. 4.4.1 Dissolução Química em Solução de NaOH ............................................................ 67 4.4.1.1Condição T7451 .................................................................................................... 67 4.4.1.2Condição T6 .......................................................................................................... 70 4.4.1.3Condição T6I4-65 ................................................................................................. 73 4.4.2 Dissolução Química em Solução de Fenol ............................................................ .75 4.4.2.1Condição T7451 .................................................................................................... 76 4.4.2.2Condição T6 .......................................................................................................... 78 4.4.2.3Condição T6I4-65 ................................................................................................. 80 4.5. CARACTERIZAÇÃO DAS PARTÍCULAS DE SEGUNDA FASE POR MET .... 83. 4.5.1 Condição T7451 .................................................................................................... 83 4.5.2 Condição T6.......................................................................................................... 89 4.5.3 Condição T6I4-65 ................................................................................................. 94 4.6. CARACTERIZAÇÃO DA SUPERFÍCICE POR AFM ....................................... 101. 5. CONCLUSÕES ................................................................................................. 106. 6. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ............................................. 107. REFERÊNCIAS........................................................................................................108.

(20) 18. 1. INTRODUÇÃO. O alumínio é o metal mais jovem usado em escala industrial, sua produção atual supera a soma de todos os outros metais não ferrosos. Suas características permitem que ele tenha uma diversa gama de aplicações. Tais como no segmento de embalagens, transportes, eletricidade, construção civil, bens de consumo, máquinas e equipamentos entre outros. [1] As ligas da série 7XXX, a base de Al-Zn-Mg-Cu, largamente utilizadas na indústria aeroespacial. O aumento de resistência nessas ligas se dá por meio da precipitação de uma fase fina e homogênea, proveniente da própria composição, em um processo de tratamento térmico chamado envelhecimento. Assim, as zonas Guinier Preston (GP) que são um aglomerado pequeno de átomos de soluto coerentes com matriz e os precipitados η’ (MgZn2) semicoerente e η (MgZn2) incoerente com a matriz, são as principais fases presentes nas ligas da série 7XXX e a fase η’ é a principal responsável pelo aumento de resistência. [1, 25, 43] Dessa maneira condições de nucleação, temperatura e tempo de envelhecimento são os responsáveis pela variação na formação final dos precipitados, podendo ser realizado em várias etapas como um meio para modificar tamanho, morfologia, distribuição, quantidade, composição química das partículas de precipitados, podendo resultar em melhoras nas propriedades mecânicas. [1-7] O tratamento na condição T7451, de uso corrente na indústria aeronáutica é um tratamento térmico artificial com primeira etapa a 110ºC, seguido de um tratamento secundário em temperatura mais elevada, a 175ºC. Esse tratamento apresenta um aumento de resistência à corrosão sob tensão, embora apresente um déficit em propriedades de tração em relação às obtidas pelo tratamento de envelhecimento em única etapa a 130ºC, tratamento térmico de envelhecimento na condição T6. [31] Além disso, a precipitação secundária pode ser utilizada para melhorar propriedades mecânicas, através da utilização dos chamados procedimentos de envelhecimento interrompidos. Tais processos envolvem a interrupção de um tratamento padrão T6 a 130ºC por um envelhecimento em baixa temperatura, nesse caso 65ºC, chamado tratamento T6I4-65. [31, 57, 67] O envelhecimento simples a 130ºC tem o objetivo de promover a formação de zonas GP, e o duplo envelhecimento a 65ºC ocorre a formação de partículas η’ provenientes das zonas GP. O tratamento térmico de duplo envelhecimento ajuda a promover a precipitação da fase η’, responsável pelo endurecimento dessa liga. Resultando em melhorias significativas em propriedades de tração e tenacidade à fratura. [31,57, 67].

(21) 19. 1.1 OBJETIVO GERAL. O objetivo do presente trabalho foi identificar as fases presentes e caracterizar a microestrutura de três tratamentos térmicos de envelhecimento nas condições: T7451 “como recebido”, T6 tratamento térmico de envelhecimento simples e T6I4-65 com tratamento térmico de envelhecimento interrompido.. 1.1.1 Objetivos Específicos. A caracterização microestrutural foi realizada com base na morfologia, tamanho, distribuição, quantidade e composição química das partículas de segunda fase presentes. Utilizando as seguintes técnicas de caracterização: - Microscopia Ótica (MO) – primeira avaliação microestrutural; - Microscopia Eletrônica de Varredura (MEV) - investigar alterações, distribuição, identificação e quantificação das fases. - Microscopia de Força Atômica (AFM) – determinar rugosidade superficial; - Extração de partículas de segunda fase - determinar a morfologia e composição química das partículas de segunda fase. - Difração de Raios X (DRX) - identificação das fases presentes. - Microscopia Eletrônica de Transmissão (MET) - caracterizar os precipitados nanométricos. - Testes de dureza – Determinar tempo e temperatura de envelhecimento para obter condições T6 e TI4-65 subenvelhecidas. Desse modo, avaliar qual condição de envelhecimento promove maior distribuição de precipitados endurecedores. Como aplicação estrutural sugere-se que este tratamento possa ser utilizado em ligas de uso aeronáutico..

(22) 20. 2. REVISÃO DE LITERATURA. 2.1. ALUMÍNIO E SUAS LIGAS. O alumínio é o segundo metal mais abundante da crosta terrestre e um dos metais não ferrosos mais produzidos no mundo e sua utilização tornou-se possível e viável graças a sua disponibilidade, à evolução dos processos de fabricação e tratamentos térmicos. [1] Atualmente, toda a produção de alumínio baseia-se na técnica desenvolvida independentemente por Charles Hall, em Ohio e Paul Heroult, na França, em 1886. Esse processo, conhecido por Hall-Heroult, consiste na redução de alumina (óxido de alumínio, Al2O3) encontrada no mineral bauxita, através da sua dissolução em um banho de criolita (hexafluoraluminato de sódio, Na3AlF6), pelo qual uma corrente elétrica passa para eletrolisar a alumina dissolvida, liberando oxigênio que reage no eletrodo de carbono (ânodo), enquanto alumínio metálico é depositado e removido no outro eletrodo (cátodo). [1, 2] O alumínio e suas ligas são caracterizados por sua densidade relativamente baixa (2,7g/cm3), condutividades elétrica e térmica elevadas, e alta resistência à corrosão em alguns ambientes comuns, incluindo a atmosfera ambiente. Muitas dessas ligas são conformadas com facilidade em virtude das suas elevadas ductilidades. Resistente à corrosão atmosférica, corrosão em meio aquoso (inclusive água salgada), óleos e diversos produtos solventes. Não é ferromagnético (característica importante para aplicações eletroeletrônicas). A resistência mecânica do alumínio puro é baixa (~90MPa), entretanto, são empregados alguns mecanismos de endurecimento. A principal limitação do alumínio é a sua baixa temperatura de fusão (660°C), o que, limita a temperatura de trabalho destas ligas. [1, 2] As ligas de alumínio respondem efetivamente aos mecanismos de endurecimento, podendo atingir até 30 vezes a resistência mecânica do metal em sua forma pura. Aliada ao baixo peso específico, à boa usinabilidade e à alta resistência à corrosão, estas propriedades o tornam um material atraente para a indústria aeronáutica. [3]. 2.1.1 Designação de Tratamento Térmico para as Ligas de Alumínio. O sistema de designação é alfa numérico e recebe a seguinte designação: as letras usadas são F, O, H, W e T. [4-6] Classificação de tipos de tratamentos, adotada pela Aluminium Association (AA):.

(23) 21. F = como fabricado: aplica-se aos produtos resultantes de conformação mecânica (laminação, extrusão e outros). O = recozido: aplica-se aos produtos inicialmente trabalhados e depois recozidos para obter a resistência mecânica mais baixa, e aos produtos fundidos que são recozidos com o objetivo de aumentar a ductilidade e a estabilidade dimensional. W = solubilizado: têmpera instável aplicável somente às ligas que envelhecem espontaneamente na temperatura ambiente (envelhecimento natural) após solubilização. Esta designação é especificamente usada quando o período de envelhecimento natural é indicado, como por exemplo, no caso de W 1hora. T = termicamente tratado para produzir têmperas estáveis diferentes de F, O ou H: aplica-se aos produtos que são termicamente tratados, com ou sem deformação suplementar, para produzir têmperas estáveis. A letra T é sempre seguida por um ou mais dígitos. Um período de envelhecimento natural pode ocorrer entre as operações relacionadas para as têmperas T. [6-8] T1 – resfriado bruscamente após um processo de conformação a quente e envelhecido naturalmente; T2 – resfriado bruscamente após um processo de conformação a quente, encruado e envelhecido naturalmente; T3 – solubilizado, encruado e envelhecido naturalmente; T4 – solubilizado e envelhecido naturalmente; T5 – resfriado bruscamente após processo de conformação a quente e envelhecido artificialmente; T6 – solubilizado e envelhecido artificialmente; T7 – solubilizado e superenvelhecido; T8 – solubilizado, encruado e envelhecido artificialmente; T9 – solubilizado, envelhecido artificialmente e encruado; T10 – resfriado bruscamente após um processo de conformação a quente, encruado e envelhecido artificialmente.. 2.1.2 Classificação das Ligas de Alumínio. As ligas de alumínio são classificadas, basicamente, em dois grandes grupos que compreendem as ligas trabalháveis e as ligas fundidas. Cada uma dessas categorias possui subclassificações baseadas em mecanismos primários de desenvolvimento de propriedades,.

(24) 22. tais como resposta a diferentes tratamentos térmicos e mecânicos. A AA determinou um sistema de classificação amplamente aceito para ligas de alumínio, empregando diferentes nomenclaturas para ligas fundidas e trabalháveis. [1, 8] O sistema de designação, apresentado pela AA, para os materiais trabalhados é composto de quatro dígitos. O primeiro classifica a liga pela série de acordo com o principal elemento adicionado; o segundo, se diferente de zero, indica a modificação na liga básica; e o terceiro e o quarto indicam para o alumínio o teor mínimo deste metal, e, para as ligas, identificam as de composição específica. A Tabela 1 mostra a designação do alumínio quando trabalhado: Tabela 1 – Sistema de designação do alumínio e ligas de alumínio trabalhado.. ALUMÍNIO E SUAS LIGAS TRABALHÁVEIS Indicação da composição Designação da série Mínimo 99,00% de alumínio 1xxx Cobre 2xxx Manganês 3xxx Silício 4xxx Magnésio 5xxx Magnésio e silício 6xxx Zinco 7xxx Outros elementos 8xxx Série não utilizada 9xxx Fonte: AA - “Alloy and temper Designation System for Aluminum – AA H35.1” – Aluminum Association, E.U.A., 2000.. Os materiais para fundição são designados com três dígitos separados de um quarto dígito por um ponto. O primeiro dígito indica a liga pela série de acordo com o elemento principal adicionado; o segundo e o terceiro dígitos caracterizam as ligas de composição específica; e o quarto, que segue o ponto, indica: se for dígito 0, peça fundida em moldes, se for dígito 1, material na forma de lingote [1, 8]. A Tabela 2 mostra a designação do alumínio e suas ligas quando fundido:.

(25) 23. Tabela 2 – Sistema de designação do alumínio e ligas de alumínio fundido.. ALUMÍNIO E SUAS LIGAS FUNDIDAS Indicação da composição Designação da série Mínimo 99,00% de alumínio 1xx.x Cobre 2xx.x Silício com adições de Cobre e/ou Magnésio 3xx.x Silício 4xx.x Magnésio 5xx.x Série não utilizada 6xx.x Zinco 7xx.x Estanho 8xx.x Outros elementos 9xx.x Fonte: AA - “Alloy and temper Designation System for Aluminum – AA H35.1” – Aluminum Association, E.U.A., 2000.. De acordo com ASTM Handbook (1990a) as ligas de alumínio podem ser classificadas da seguinte maneira: Série 1XXX - Composta por alumínio puro, não ligado. Os materiais desta família caracterizam-se por possuírem as menores propriedades mecânicas, porém possuem maior condutividade térmica e elétrica, e também maior conformabilidade plástica. [1, 9] Série 2XXX - Esta série de ligas de alumínio tem como principal elemento de liga o cobre, e as principais características desta família são: maior resistência (na condição T6), reduzida taxa de propagação de Trincas (na condição T4), resistência térmica e facilidade de usinagem. [1, 9] O cobre se apresenta sob a forma de Al2CuMg (se houver adições de magnésio) ou Al2Cu. Os precipitados Al7Cu2Fe e (Mn,Fe)3SiAl12 ricos em ferro são geralmente as únicas fases nas quais este elemento aparece, sendo que a forma Al7Cu2Fe é a mais comum. [10] Série 3XXX - Contém como elemento básico de liga o manganês. A liga 3003 é a liga de alumínio mais representativa desta série, pois a adição de cobre aumenta um pouco o limite de resistência, e juntamente com a adição de ferro possibilita a obtenção de uma estrutura granular mais fina. [1, 9] Se o teor deste elemento for suficientemente alto para promover supersaturação, então a precipitação de manganês ocorre sob a forma de dispersóides (Mn,Fe)Al6. Dependendo do teor dos elementos de liga, outra fase pode ser formada: (Mn,Fe) 3SiAl12 . [10] Série 4XXX - As ligas de alumínio desta série se subdividem em duas categorias: baixo teor de silício (abaixo de 2% com ou sem manganês) e alto teor de silício (5 a 13%, com uma grande variedade de elementos adicionais de liga). As de baixo teor são utilizadas.

(26) 24. na confecção de utensílios domésticos e as de alto teor são utilizadas na fabricação de trocadores de calor. [1, 9] Série 5XXX - As ligas de alumínio industriais desta série raramente contêm mais do que 5% de Magnésio, pois além deste limite a estabilidade destas ligas decresce, particularmente sob influência da temperatura. Possuem como propriedades mecânicas de destaque: excelente soldabilidade, alta resistência à corrosão, mesmo nas regiões soldadas e boa conformabilidade a frio. [1, 9]. Quando seu teor é superior a 3,5%, o excedente precipita na forma Mg5 Al8. [10] Série 6XXX - Contêm como elementos de liga silício e Magnésio. São caracterizadas pelas seguintes propriedades mecânicas: grande aptidão para trabalho a quente (extrusão, laminação, forjamento), boa resistência à corrosão atmosférica (nível de propriedades mecânicas que pode ser incrementado pela adição de silício), boa soldabilidade (arco e brazagem), boa conformabilidade a frio e para tratamento de superfícies (anodização). [1, 9] A fase precipitada é a Mg2Si, as fases ricas em ferro nesta série são Fe3SiAl12 ou Fe2SiAl9. Se manganês e cromo estiverem presentes então a fase estável é Fe 3SiAl12 [10]. Série 7XXX – As ligas de alumínio desta série são aquelas que possuem maiores resistências mecânicas, e são subdivididas em duas categorias: com ou sem adição de cobre. [1, 9] Entre as ligas de alumínio da série 7XXX (Al-Zn) destacam-se os subgrupos Al-ZnMg e Al-Zn-Mg-Cu. Assim como as ligas Al-Cu e Al-Mg-Si, são ligas endurecíveis por precipitação, ou seja, mediante tratamento térmico controlado em condições específicas, geralmente de solubilização e envelhecimento, apresentam ganhos significativos de dureza. Encontram sua principal aplicação na fabricação de aviões, uma vez que essas ligas de alumínio da série 7XXX são aquelas que atingem os níveis mais elevados de resistência mecânica entre as ligas de alumínio. [11] Para as ligas de alumínio da série 7XXX, diversos tipos de precipitados podem ser formados de acordo com a composição química e o tratamento térmico adotado, como mostra a Tabela 3. [12].

(27) 25. Tabela 3 - Principais fases constituintes presentes nas ligas de Alumínio da série 7XXX.. Liga 7XXX. Possíveis fases constituintes Bruto de fusão Estado Tratado α-Al(FeCrSi), Al2CuMgZn, Al2 CuMg, Mg2Si, Al7 Cu2Fe, Al7Cu2Fe MgZn2, α-Al(FeCrSi), Al18Mg3Cr2. Fonte: ASM Metals Handbook. Metallography And Microstructures. v. 9. ASM International Handbook Committee, 2004.. As fases correspondentes à situação de equilíbrio nessas ligas de alumínio são MgZn 2 (η), Mg3Zn3Al2 (T) e Al2CuMg (S). O zinco está presente em teores entre 1 e 8% e geralmente é o elemento presente em maior quantidade na composição química das ligas de alumínio desta série. [7, 10, 13] Quando o teor de zinco é superior ao de magnésio, a sequência de precipitação tende à formação da fase estável MgZn2 (η). Por outro lado, se o teor de magnésio for superior ao teor de zinco à sequência levará à formação da fase Mg3Zn3Al2 (T). Se cobre for adicionado, o teor de elementos de liga geralmente segue a seguinte sequência: Zn>Mg>Cu. Se o teor de cobre for superior ao de magnésio à sequência de precipitação tende à formação da fase Al2CuMg (S). [10, 13] As ligas de alumínio com adição de cobre são as mais resistentes que podem ser produzidas, em termos de resistência mecânica, na condição T6, ou seja, única etapa de envelhecimento. São largamente utilizadas na indústria aeroespacial, na fabricação de moldes para conformação de termoplásticos e em estruturas onde se necessita de leveza e alta resistência mecânica. [14] Série 8XXX - A adição simultânea de ferro, silício e lítio proporcionam grãos mais refinados e limites de resistência melhorados. Com a estrutura granular refinada e boa isotropia, estas ligas apresentam boa conformabilidade, especialmente em condições de grande dificuldade (produtos muito finos, com espessuras entre 50-200 μ). [1, 9, 14]. 2.2. ENDURECIMENTO POR PRECIPITAÇÃO. A resistência mecânica das ligas endurecidas por precipitação é governada pelas interações das discordâncias com os precipitados de segunda fase formados durante o tratamento térmico de envelhecimento. Os obstáculos para o movimento das discordâncias nessas ligas são os campos de tensão gerados ao redor dos precipitados e dos aglomerados atômicos que antecedem a formação dos mesmos, conhecidos como zonas Guinier-Preston,.

(28) 26. ou simplesmente zonas GP, em homenagem aos pesquisadores André Guinier e George Dawson Preston responsáveis pela descoberta dessas estruturas [15, 16]. Quando uma discordância encontra um precipitado, esta poderá apresentar diferentes comportamentos dependendo das propriedades do mesmo. Se o precipitado for coerente com a matriz, a discordância consumirá energia para cisalhá-lo e continuar sua trajetória, como apresentado pela Figura 2.1. Figura 2.1 – Partículas da fase γ’ (Ni3Al) cisalhadas por inúmeras discordâncias, na liga Ni 19Cr69Al, envelhecida a 750ºC por 540 horas com 2% de deformação. Imagem obtida por MET.. Fonte: MEYERS, M.; CHAWLA, K. Mechanical Behavior of Materials, 2º ed., New York: Cambridge University Press, 2009.. Em contrapartida, se o precipitado for incoerente com a matriz a discordância irá consumir energia para transpô-lo de acordo com o mecanismo proposto por Orowan, onde as discordâncias que interagem com os precipitados de interface incoerente podem ser curvadas a ponto de envolverem as partículas de precipitados, formando anéis de discordâncias (16, 17), propõe-se que a tensão cisalhante necessária para curvar a discordância seja proporcional à distância entre as partículas. A Figura 2.2 mostra uma imagem obtida por MET, do mecanismo de interação entre discordâncias e partículas de precipitados incoerentes, sugeridas por Orowan..

(29) 27. Figura 2.2 – Imagem obtida por MET mostrando o mecanismo de interação entre discordâncias e partículas e precipitados incoerentes, sugerida por Orowan.. Fonte: MEYERS, M.; CHAWLA, K. Mechanical Behavior of Materials, 2º ed., New York: Cambridge University Press, 2009.. Nos estágios iniciais dos processos de precipitação as partículas são pequenas, coerentes com a matriz e deformáveis, deste modo, as discordâncias são capazes de cisalhálas. Posteriormente, em estágios mais avançados da precipitação, as partículas são maiores, incoerentes com a matriz e não deformáveis. Nestes estágios o endurecimento deixa de ser devido ao cisalhamento de precipitados e ocorre devido à interação entre precipitado e discordância sugerida por Orowan [15-16, 18]. A maior resistência ao movimento de discordâncias, e consequentemente, a maior resistência mecânica, é adquirida quando uma liga contém precipitados grandes o suficiente para resistirem ao cisalhamento por discordâncias e ainda finos e dispersos para não serem facilmente transpostos pelo mecanismo de Orowan [15-16, 18]. O requisito geral para o endurecimento por precipitação da solução sólida supersaturada é a formação de precipitados finamente dispersos, formados tanto no envelhecimento natural como no artificial. O tratamento deve ser feito não somente abaixo da temperatura de equilíbrio solvus, mas também abaixo de uma região de miscibilidade metaestável, caracterizada pela presença de zonas GP [19], como apresentado na Figura 2.3 [20]. Dessa forma tem-se uma solução sólida metaestável em respeito às zonas GP, não existindo essa formação acima dessa temperatura crítica. Essa temperatura pode ser movida para temperaturas maiores quando a concentração de vacâncias aumenta, pois estas aceleram.

(30) 28. a formação dos aglomerados de soluto durante o resfriamento rápido e/ou atua como agregado para nuclear nova fase. Figura 2.3 – Diagrama de fase hipotético mostrando a linha de equilíbrios solvus e a linha solvus da zona GP. A faixa de ΔT1 representa a região de solubilização, enquanto a faixa ΔT 2 é a região de formação de precipitados com zonas GP, para uma composição dada pela linha vertical pontilhada.. Fonte: VASUDEVAN, A. K.; DOHERTY, R.D. Aluminum Alloys – Contemporary Research and applications. [S.I]; Academic Press, 1989.. A nucleação dos precipitados pode ocorrer tanto homogeneamente (uniforme e não preferencial) quanto heterogeneamente (preferencialmente) em lugares específicos como contorno de grão, discordâncias e vacâncias. Muitos precipitados exigem sítios preferenciais para nucleação heterogênea, todavia zonas GP e outros precipitados totalmente coerentes nucleiam de maneira homogênea. [19] Além do tamanho, distribuição e da quantidade de fase dispersa, a interface também é um fator importante a ser considerado no aumento de resistência mecânica. A Figura 2.4 exemplifica esquematicamente as possíveis configurações de interfaces. [16].

(31) 29. Figura 2.4 – Representação esquemática das possíveis interfaces entre o reticulado da matriz e da partícula de precipitado. Em (a) coerente; (b) semicoerente e (d) incoerente.. Fonte: MEYERS, M.; CHAWLA, K. Mechanical Behavior of Materials, 2º ed., New York: Cambridge University Press, 2009.. Em geral, a interface dos precipitados é incoerente, ou seja, nenhum plano atômico da partícula possui correspondência com os planos da matriz (Figura 2.4c). Entretanto, a interface pode ser do tipo coerente (Figura 2.4a) em algumas ligas e nos estágios iniciais de nucleação, na qual todos os planos atômicos possuem algum tipo de correspondência com a matriz ou, ainda, semicoerente (Figura 2.4b). [7, 13, 16] Frequentemente, na sequência do processo de envelhecimento ocorre um efeito de “Zona Livre de Precipitação” (ZLP) no qual não ocorre precipitação em áreas adjacentes aos contornos de grão de alto ângulo. Esse efeito pode ser causado por dois fenômenos diferentes. O primeiro ocorre quando a temperatura de envelhecimento está acima da temperatura de envelhecimento determinada pelo equilíbrio de vacâncias, porém abaixo de uma temperatura em que haja excesso destas, fazendo com que as vacâncias migrem para o grão. Por consequência a região não terá vacâncias suficientes para promover a precipitação, gerando a chamada ZLP livre de vacâncias. [20- 21] A segunda maneira ocorre quando a nucleação e o crescimento de fases em equilíbrio ocorrem nos contornos de grão, empobrecendo a região adjacente de soluto, formando a ZLP livre de soluto. Ambos os tipos de ZLP são minimizados com a diminuição da temperatura de envelhecimento, que aumenta a supersaturação e a força motriz para a decomposição homogênea, enquanto diminui a taxa de difusão, diminuindo a nucleação heterogênea e o crescimento de fases em equilíbrio. Essa é a razão de existir tratamentos de envelhecimento em duas temperaturas diferentes, uma mais baixa, que aumenta a densidade de precipitados e minimiza a ZLP, seguida por uma mais alta que acelera o crescimento dos precipitados e sua passagem para uma fase intermediária de transição. [22] As ZLP geram um efeito deletério nas propriedades mecânicas das ligas, pois consistem em regiões mais macias que matriz, gerando zonas de acúmulo de deformação,.

(32) 30. induzindo a uma fratura prematura do material. Pelo fato de o contorno de grão ter um papel importante na formação das ZLP, são empregadas baixas temperaturas de envelhecimento e deformações prévias ao tratamento térmico a fim de minimizar seus efeitos prejudiciais. Dessa maneira, as discordâncias geradas servem de núcleo para a formação de precipitados, competindo com o contorno de grão. [22]. 2.3. TRATAMENTO TÉRMICO. Os tratamentos térmicos têm por objetivo remover ou reduzir as segregações, produzir estruturas estáveis e controlar certas características metalúrgicas tais como: propriedades mecânicas, tamanho de grão, estampabilidade, etc. [16] A partir da identificação da composição química das ligas de alumínio, podem ser aplicados tratamentos térmicos adequados com a finalidade de alterar a microestrutura do material [5, 12]. Controlando-se tempo e a temperatura dos tratamentos é possível determinar quais fases serão formadas, quantidade, distribuição e influência nas propriedades da liga. [5, 16, 23, 24]. 2.3.1 Tratamento de Solubilização. Envolve o aquecimento da liga para a região monofásica e mantê-la aí durante um tempo suficientemente para dissolver os precipitados existentes. [16] Nesta temperatura os elementos de liga são solubilizados na matriz e os precipitados existentes, dissolvidos. [5, 16] No entanto, os compostos intermetálicos oriundos da etapa de fundição do material permanecem praticamente inalterados, uma vez que são, em grande parte, insolúveis na matriz. [25] Na solubilização, a temperatura é definida em função da composição da liga, temperaturas muito elevadas (“overheating”) podem causar a formação de liquido localizado, como em interfaces e em contornos de grão, devido às reações eutéticas. [5] Propriedades mecânicas como limite de escoamento, ductilidade e tenacidade à fratura podem ser comprometidas. Por outro lado, temperaturas mais baixas (“underheating”) podem ser insuficientes para solubilização das fases solúveis e nem sempre as propriedades mecânicas podem ser mantidas. [5] O tempo deve ser suficiente para que ocorra toda dissolução das fases solúveis em determinada temperatura, bem como a homogeneização da solução solida supersaturada. [5,.

(33) 31. 23-24]. O tempo adequado de solubilização depende da microestrutura prévia do material a ser solubilizado: quanto mais homogênea esta for, menor o tempo demandado. Placas finas requerem apenas alguns minutos de tratamento de solubilização ao passo que produtos espessos obtidos por fundição requerem mais de vinte horas de tratamento. [26]. 2.3.2 Resfriamento (Têmpera). Nesta etapa ocorre após o tratamento de solubilização e envolve o arrefecimento da liga monofásica muito rapidamente à temperatura ambiente ou inferior de modo a que a formação de precipitados estáveis é evitada. Assim, obtém-se uma solução sólida supersaturada. [16] Em temperaturas elevadas, o limite de solubilização dos elementos de liga, bem como a concentração de lacunas na estrutura cristalina, são superiores ao limite de solubilização e à concentração de lacunas à temperatura ambiente. Ao submeter o material a um resfriamento brusco suprime-se a difusão atômica e obtém-se uma solução sólida supersaturada, e com elevada concentração de lacunas à temperatura ambiente, que são essenciais para formação de zonas GP. [5, 7, 16]. 3.3.3 Envelhecimento Natural. Algumas ligas de alumínio apresentam considerável aumento de resistência mecânica devido ao envelhecimento natural que ocorre à temperatura ambiente, esse tipo de precipitação ocorre em ligas da série 7XXX [5, 27], contendo cobre, algumas ligas da série 6XXX e todas as ligas da série 2XXX. As designações de tratamento térmico correspondentes a este tipo de endurecimento são as T1, T2, T3 e T4. Essas ligas apresentam excelentes propriedades de fadiga e tenacidade à fratura. [3] O endurecimento devido ao envelhecimento natural ocorre em função da rápida formação de zonas GP a partir da solução sólida supersaturada e das lacunas retidas na têmpera. [3] As propriedades adquiridas no envelhecimento natural para a liga da série 7XXX são menos estáveis que as adquiridas no envelhecimento artificial, e podem exibir alterações significativas com o passar do tempo, podendo ser suprimido em temperaturas abaixo de 40°C [3]. Apenas algumas zonas GPI conseguem adquirir um tamanho crítico capaz de continuar a crescer e se transformar em η’, como mostra o fluxograma da Figura 2.5. [42].